专利名称：连续铸造铸坯及其制造方法
技术领域：
本发明涉及与采用垂直弯曲型或弯曲型连续铸造机制造的加Ni钢有关的表面裂 纹的发生被抑制的连续铸造铸坯及其制造方法。本申请基于2008年7月15日提出的日本专利申请特愿2008-183909号并主张其 优先权，这里引用其内容。
背景技术：
为提高钢的韧性，一般在钢中添加有M。在用垂直弯曲型或弯曲型连续铸造机铸 造加Ni钢时，有时在铸坯表面发生裂纹。在这种情况下，需要在后续工序中进行修理处理 等，因而增加工序。因此，为了提高加Ni钢的生产效率，需要防止铸坯表面裂纹。作为解决这样的课题的手段，在专利文献1中公开了钢的连续铸造中的铸坯表面 裂纹的抑制方法。在该抑制方法中，将从铸型内钢水的弯液面部到铸型下端的铸坯的拉拔 所需时间规定为1分钟以内，在从铸型中拉出铸坯后，立即通过2次冷却在1分钟以内将铸 坯表面冷却到A3相变温度以下。另外，在将铸坯表面冷却到A3相变温度以下后，通过回流 换热将弯曲点及矫直点上的铸坯表面温度加热到850°C以上。在该抑制方法中，在通过铸型 内钢水的弯液面后，在20分钟以内结束铸坯的矫直。在专利文献2中公开了以下所示的连续铸造方法。在该连续铸造方法中，在采用 弯曲型或垂直弯曲型的连续铸造机铸造横截面形状为矩形的铸坯时，在将铸坯从铸型中拉 出后，立即通过铸坯的二次冷却将铸坯的表面温度一次冷却到比Ar3相变点低的温度。在 二次冷却后，使其回流换热到超过Ar3相变点的温度，然后矫直铸坯。特别地，以将铸坯表 面保持在比Ar3相变点低的温度下的时间t (s)、和在一次冷却到比Ar3相变点低的温度后 至回流换热到超过Ar3相变点的温度的期间铸坯表面达到的最低的表面温度TminCC )满 足下述式(1)及式( 式的方式，进行铸坯的二次冷却。通过该二次冷却，将从铸坯表面到 至少深2mm的凝固组织设定为奥氏体晶界不清晰的铁素体及珠光体的混合组织。50 彡 t (s)彡 500(1)0. 13t+493 彡 Tmin (°C )彡 0. 045t+798 (2)专利文献1 日本特开平9-47854号公报专利文献2 日本特开2002-307149号公报可是，在上述方法中存在以下的问题。在专利文献1所述的钢的连续铸造中的铸坯表面裂纹的抑制方法中，在从铸型中 将铸坯拉出后，立即通过铸坯的2次冷却在1分钟以内将铸坯表面冷却到^相变温度以下。 但是，本发明人已经确认，例如在作为发明的实施例而公开的温度中，即使冷却到最低温度 即725°C，也不能防止弯曲点及矫直点上的裂纹。可以认为其原因在于不能使铸坯表层部的 组织微细化。在专利文献2所述的连续铸造方法中，将铸坯的表面温度保持在比Ar3相变点低 的温度下的时间t (S)、和在一次冷却到比Ar3相变点低的温度后到使其回流换热到超过Ar3相变点的温度的期间铸坯的表面温度达到的最低的表面温度TminCC )限定在规定的范 围。通过该手段防止铸坯表面裂纹。一般地说，铸坯的冷却大致分为利用与铸坯接触的轧辊间的冷却和利用从设在轧 辊间的喷嘴喷出的水或水和空气的混合物的冷却。但是，在铸型正下方的二次冷却带，有不 与轧辊接触、不喷淋水或水和空气的混合物的部分，因此表面温度在该部分上升。因此，即使一次冷却到Ar3相变点以下，也立即被回流换热到超过Ar3相变点的温 度。因此，在Ar3相变点以下连续保持50秒以上对于通常的冷却设备是非常困难的。基于 上述理由，专利文献2所述的连续铸造方法从工业化的观点出发是不现实的。
发明内容
因此，本发明的目的在于提供一种在采用垂直弯曲型或弯曲型连续铸造机制造的 加Ni钢中抑制了表面裂纹的发生的连续铸造铸坯及其制造方法。本发明的要旨如下。(1) 一种连续铸造铸坯，其中，以质量％计含有C :0. 01 0.3%、Si :0. 05 0. 5%,Mn 0. 4 2%、P :0. 03% 以下、S :0. 03% 以下、Al :0. 005 0. 03%,Ni :0. 2 2%、 0 0. 006%以下、N 0. 006%以下，剩余部分包括！^及不可避免的杂质元素，至少距宽面表 面2mm以内的钢组织由铁素体和珠光体构成，铁素体的当量圆直径为30 μ m以下。(2)上述(1)所述的连续铸造铸坯，其中，以质量％计也可以含有Cu 0. 2 2%、 Cr 0. 2 2%中的1种以上。(3)上述(1)所述的连续铸造铸坯，其中，以质量％计也可以含有Ti :0. 005 0. 02%, Nb 0. 005 0. 04%, V :0. 005 0. 04%中的 1 种以上。(4) 一种连续铸造铸坯的制造方法，其中，在采用垂直弯曲型连续铸造机或弯曲型 连续铸造机对上述(1)所述的成分组成的钢水进行连续铸造时，从铸型出口到矫直区的期 间，将铸坯表面冷却到550°C以下，然后通过使其回流换热到850°C以上来进行矫直。通过采用本发明的铸坯及其制造方法，对于采用垂直弯曲型或弯曲型连续铸造机 制造的高韧性的加M钢，能够抑制表面裂纹的发生。
图1是表示铸坯表面裂纹指数和距铸坯表面2mm以内的区域中的铁素体晶粒的当 量圆直径的关系的图示。
具体实施例方式本发明人就采用垂直弯曲型或弯曲型连续铸造机制造的加Ni钢，为了抑制发生 于铸坯宽面的表面裂纹，对铸坯表层部的钢组织及得到该钢组织的方法进行了潜心的研本发明人特别着眼于使铸坯表层部的钢组织微细化而进行了研究。其结果是，本 发明人发现只要将铸坯表层部形成由铁素体和珠光体构成的组织，且使该铁素体的当量 圆直径在30 μ m以下，就能防止加Ni钢的铸坯表面裂纹。该组织的铁素体及珠光体的粒径大致同等。另外，关于铁素体和珠光体的比例，由于铁素体占大部分，因此将铁素体的当量圆直径作为微细化的指标。再者，本发明人还弄清 了用于使铁素体组织微细化的适当条件。以下进行详细说明。为人所知的是采用垂直弯曲型或弯曲型连续铸造机制造的加Ni钢中的表面裂 纹在对铸坯表面温度为700 850°C的铸坯进行矫直时，沿着奥氏体晶界产生。于是，本发明人联想到，如果使奥氏体粒径(以下有时记载为Y粒径)细化，则能 降低裂纹深度，即使发生裂纹，也能够将裂纹抑制在不需要修理的程度。在矫直区，因铸坯为高温而不能直接观察Y粒径。在将铸坯冷却到室温后观察的 组织为铁素体和珠光体的混合组织。此外，观察的铁素体粒径越小，奥氏体粒径也越小。于是，对下表1中示出的钢1 钢9，调查了铁素体粒径与铸坯表面裂纹指数的关 系。其结果如图1所示。铁素体粒径可通过改变下表2中示出的操作条件来改变。关于求 出铁素体晶粒的当量圆直径的方法容后叙述。铸坯表面裂纹指数按以下的三级进行了评价。“1”的铸坯由于裂纹深度低于 0. 2mm,因此不需要修理。“2”的铸坯由于裂纹深度为0. 2mm以上且低于1mm，因此需要修理。 “3”的铸坯由于裂纹深度为Imm以上，因此必须报废(破碎)。如图1所示，已经判明在铁 素体粒径为30 μ m以下时可抑制裂纹。用F0RMASTER试验机调查了奥氏体粒径与将该奥氏体冷却到室温后的铁素体粒 径的关系。通过将试样在奥氏体以单相存在的各种温度下保温，使初期奥氏体的粒径发生 变化。再者，对通过向该试样喷吹He气使其骤冷到室温后的原奥氏体粒径与通过放冷缓慢 冷却后的铁素体粒径的关系进行了调查。对于原奥氏体粒径，也是测定相变为铁素体后的粒径。但是，在通过骤冷大致维持 奥氏体粒径的状态下奥氏体相变为铁素体。因此，从为奥氏体时的粒径这一意义上说，将该 铁素体的粒径称为原奥氏体粒径。结果已经判明在铁素体粒径为30 μ m时，原奥氏体粒径为200 μ m左右。在本发 明中，由于能够将原奥氏体晶粒细化到200 μ m左右，因此可以认为能够防止表面裂纹。另外还判明只要使至少距铸坯宽面表面2mm以内的铁素体晶粒在30 μ m以下，就 能防止需要修理的大裂纹。铁素体粒径为30 μ m以下的区域在距铸坯表面低于2mm时，不 能将裂纹深度抑制为低于0. 2mm。因此，将铁素体粒径规定为30 μ m以下的范围设定为距铸 坯表面至少2mm。可按以下方法求出铸坯表层部的铁素体晶粒的当量圆直径。在垂直于铸造方向的 面切断铸坯，切下距铸坯宽面的表层深20mm、在铸坯宽度方向宽20mm左右的试样。将垂直 于铸造方向的面作为观察面，在将该面进行镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，从而 显现钢组织。此时，钢组织为铁素体和珠光体的混合组织，它们的粒径如上述那样大致同等。于是，只随意选择20个铁素体粒子，测定其面积，求出平均值。将面积与此值相等 的圆的直径定义为铁素体晶粒的当量圆直径。本发明人已经确认随意选择20个左右的铁 素体粒子，如上述那样得到的当量圆直径的值就成为具有代表性的值。接着，对本发明的钢的化学组成的限定理由进行说明。以下，％为质量％。C :0.01 0.3%
C作为钢中的提高母材强度的基本元素是不可或缺的元素。为了提高强度，需要含 有0.01%以上。可是，如果超过0.3%而过剩含有C，则钢材的韧性及焊接性降低。因此，将 C的上限规定为0.3%。因此，将C量规定为0. 01 0. 3%。优选C量为0.05 0.2%。Si :0.05 0.5%Si是提高钢材强度的元素。为了提高强度，需要含有0.05%以上的Si。另一方 面，如果超过0.5%而含有Si，则焊接热影响区(HAZ)的韧性降低。因此，将Si量的上限规 定为0.5%。因此，将Si量规定为0. 05 0. 5%。优选Si量为0. 10 0. 4%。Mn :0.4 2%Mn是确保母材的强度及韧性所必需的元素。为了确保其效果，需要添加0. 4%以 上的Mn。另一方面，如果Mn量超过2%，则韧性显著降低。因此，将Mn量规定为2%以下。 优选Mn量为0. 8 1. 5%。P :0.03% 以下P是影响钢韧性的元素。如果P超过0.03%，则钢材韧性显著降低。因此，将P量 规定为0.03%以下。下限包含0%。S :0.03% 以下S是影响钢韧性的元素。如果S超过0.03%，则钢材韧性显著降低。因此，将S量 规定为0.03%以下。下限包含0%。Al :0· 005 0. 03%Al对于钢的脱氧是重要的元素，为了充分降低钢中的氧浓度，需要至少含有 0.005%的Al。另一方面，在超过0.03%而过剩添加Al的情况下，不仅脱氧效果小，而且 大量生成成为使钢材强度及韧性降低的原因的粗大氧化物。为此，将Al的上限规定为 0.03%。因此，将Al量规定为0. 005 0. 03%。Ni :0.2 2%Ni是为提高钢材的强度及韧性而添加的元素。提高强度及韧性所需的M添加量 为0.2%以上。在超过2%而过剩添加Ni的情况下，因过剩的奥氏体晶界氧化，产生晶界裂 纹的起点。因此，即使使Y粒径微细化，也难以降低裂纹深度。因此，将Ni量的上限规定 为2%。因此，将Ni量规定为0. 2 2%。优选Ni量为0. 4 1. 8%。0:0. 006% 以下关于钢中的0，其大部以氧化物的形式存在。0浓度越高，氧化物个数越增加，氧化 物尺寸越粗大化。如果该粗大的氧化物大量存在，则钢的强度及韧性劣化。如果0量超过 0. 006%，则粗大的氧化物个数增加，因此，将0量的上限规定为0. 006%。下限包含0%。N :0.006% 以下如果钢中的N超过0.006%，则使钢材的韧性劣化。因此，将N量规定为0.006% 以下。但是，由于N是不可避免地混入的，所以下限不包含0 %。含有以上元素、剩余部分包括!^e及不可避免的杂质的钢为本发明的钢的基本组 成。另外，为了提高钢材的强度及韧性，优选含有以下元素中的1种以上。Cu :0.2 2%Cu如果含有0.2%以上，则使钢材强度显著增大。但是，如果Cu超过2%，则容易
6产生起因于Cu的表面裂纹。因此，将Cu量规定为0. 2 2%。Cr :0.2 2%Cr是为提高强度及耐蚀性而添加的。通过含有0. 2%以上的Cr，能够表现出这些 特性。但是，如果添加Cr超过2%，则钢材韧性容易劣化。为此，将Cr量规定为2%以下。 因此，将Cr量规定为0. 2 2%。另外，为了提高钢材的强度及韧性，优选含有以下元素中的1种以上。Ti :0· 005 0. 02%Ti与N及C结合，分别生成微细的TiN及TiC，因而有助于提高钢材韧性。其效果 在含有0. 005%以上的Ti时表现出来。另一方面，如果Ti超过0. 02%，则生成粗大的TiN 及TiC，钢材韧性容易劣化。因此，将Ti量规定为0. 005 0. 02%。Nb :0· 005 0. 04%Nb通过生成氮化物及碳化物而有助于提高钢材强度。其效果在Nb为0. 005%以 上时表现出来。但是，如果Nb超过0. 04%，则生成粗大的氮化物及碳化物，钢材强度容易劣 化。因此，将Nb量规定为0. 005 0. 04%。V :0· 005 0. 04%V通过生成氮化物及碳化物而有助于提高钢材强度。其效果在V为0. 005%以上 时表现出来。但是，如果V超过0. 04%，则生成粗大的氮化物及碳化物，钢材强度容易劣化。 因此,将V量规定为0. 005 0. 04%。上述组成可在直到开始铸造的钢水阶段，通过用常规方法进行调整来实施。例如， 各合金元素可通过在转炉工序和/或二次精炼工序中添加到钢水中来使其含在钢中。此 时，可采用纯金属和/或合金。接着，对用于使铸坯表层部的铁素体粒径微细化的连续铸造方法进行说明。为了 减小铸坯表层部的铁素体粒径，需要在连续铸造中，在矫直铸坯的850°C以上的高温下，减 小奥氏体粒径。如果只对从铸型中拉出的铸坯进行强冷，则矫直区中的奥氏体晶粒不能显著细粒 化。该奥氏体晶粒的尺寸在铸坯宽幅方向至少为2 3mm左右。为了使奥氏体晶粒细粒化 到200 μ m以下，从而不产生表面裂纹，可灵活应用连铸机内的逆相变。也就是说，对从铸型中拉出的铸坯进行强冷，使其一次生成铁素体。然后，进行回 流换热，再次使其奥氏体化。可通过该逆相变使奥氏体晶粒微细化。本发明人新近发现 为了通过逆相变而使至少距铸坯表面2mm以内的组织微细化，铸坯表面的温度过程是重要 的。采用具有表1中示出的化学成分的钢1 9，调查了具有各种温度过程的铸坯的组 织及裂纹。在从铸型出口到矫直区的期间，在将这些铸坯表面温度冷却到550°C以下后，使 其回流换热到850°C以上进行矫直。结果判明至少距铸坯表面2mm以内的钢组织由铁素 体及珠光体构成，其铁素体粒径可微细化到30 μ m以下。另外，发明人已经确认在铸坯表面 没有深度为0. 2mm以上的裂纹。对于从铸型出口到矫直区之间的铸坯表面温度，没有特别规定下限。但是，如果使 铸坯表面温度在480°C以下，则难以使矫直区的铸坯表面回流换热到850°C以上。另外，有 时在铸坯上产生强冷造成的表面裂纹。因此，从铸型出口到矫直区之间的铸坯表面温度优选超过480°C。为了使矫直区的铸坯表面温度更容易回流换热到850°C以上，从铸型出口到矫直 区之间的铸坯表面温度更优选为490°C以上，进一步优选为500°C以上。另外，将铸坯表面冷却到550°C以下的时间没有特别规定。关于该时间，只要在铸 坯表面达到550°C以下的温度后，在矫直区能够回流换热到850°C以上的范围进行适当的 设定即可。铸坯的表面温度可通过从轧辊间插入热电偶而使其咬在铸坯表面的方法及采用 辐射温度计的方法来测定。再者，也能够通过给出利用冷却水或轧辊的去热条件而求解传 热及凝固方程式来求出。实施例(实施例1)采用具有表1中示出的钢1 钢9的化学成分(本发明规定的化学成分)的钢 水。按表2所示的No. 1 8的条件，采用垂直弯曲型连续铸造机或弯曲型连续铸造机分别 对这些钢水进行连续铸造，从而得到铸坯。此时，通过变更二次冷却设备的冷却条件及铸造 速度，按表2所示那样变更铸坯表面的温度过程。从具有钢1 钢9的化学成分的钢水得 到的铸坯的化学成分如表1所示那样没有变化。另外，表1中示出了通过轧制铸坯而得到的钢板的抗拉强度TS和断口转变临界温 度vTrs。得知因含有Ni，所有钢板都具有高强度。本发明的连续铸造铸坯的制造方法由于涉及到铸坯表层部的冷却，因此表2中所 示的冷却条件对铸坯表面裂纹产生影响，但几乎不影响铸坯内部的冷却。因此，作为钢板材 质的TS及VTrs不因表2所示的冷却条件而变化。因此，在将得到的铸坯冷却到室温后，对铸坯宽面的表面附近的垂直于铸造方向 的断面组织进行了观察。随意选择20个距铸坯表面2mm以内的区域中的铁素体晶粒，利用 上述方法求出铁素体晶粒的当量圆直径。对铸坯表面裂纹进行切口检查，在除去铸坯表面 的氧化皮后，观察铸坯表面，调查裂纹深度。表2中示出了铸坯表面的温度过程和距铸坯表面2mm以内的铁素体晶粒的当量圆 直径、及上述铸坯表面裂纹发生指数。No. 1 4是按本发明规定的操作条件制造的。在这些情况下，使从铸型出口到矫 直区之间的最低铸坯表面温度在550°C以下，将矫直点的铸坯表面温度规定为850°C以上。 其结果是，距铸坯表面2mm以内的铁素体晶粒的当量圆直径为30 μ m以下，铸坯表面裂纹发 生指数也为“1”，因而没有问题。No. 5 8是按本发明没有规定的操作条件制造的。No. 5 6的从铸型出口到矫 直区之间的最低铸坯表面温度超过550°C。因此，距铸坯表面2mm以内的铁素体晶粒的当量 圆直径超过30 μ m,发生成为问题的裂纹。No. 7 8的从铸型出口到矫直区之间的最低铸坯表面温度在550°C以下。但是， 在这些情况下，矫直点的铸坯表面温度低于850°C。因此距铸坯表面2mm以内的铁素体晶粒 的当量圆直径超过30 μ m,发生成为问题的裂纹。
权利要求
1.一种连续铸造铸坯，其特征在于，以质量％计含有 C 0. 01 0. 3%,Si 0. 05 0. 5%、 Mn 0. 4 2%、 P 0. 03% 以下、 S 0. 03% 以下、 Al 0. 005 0. 03%、 Ni 0. 2 2%、 0 0. 006% 以下、 N 0. 006% 以下，剩余部分包括Fe及不可避免的杂质元素，至少距宽面表面2mm以内的钢组织由铁素体 和珠光体构成，铁素体的当量圆直径为30 μ m以下。
2.根据权利要求1所述的连续铸造铸坯，其特征在于，以质量％计，含有以下元素中的 1种以上Cu 0. 2 2%、 Cr 0. 2 2%。
3.根据权利要求1所述的连续铸造铸坯，其特征在于，以质量％计，含有以下元素中的 1种以上Ti 0. 005 0. 02%, Nb 0. 005 0. 04%、 V 0. 005 0. 04%。
4.一种连续铸造铸坯的制造方法，其特征在于，在采用垂直弯曲型连续铸造机或弯曲 型连续铸造机对权利要求1所述的成分组成的钢水进行连续铸造时，从铸型出口到矫直区 的期间，将铸坯表面冷却到550°C以下，然后通过使其回流换热到850°C以上来进行矫直。
全文摘要
本发明提供一种连续铸造铸坯，其中，以质量％计含有C0.01～0.3％、Si0.05～0.5％、Mn0.4～2％、P0.03％以下、S0.03％以下、Al0.005～0.03％、Ni0.2～2％、O0.006％以下、N0.006％以下，剩余部分包括Fe及不可避免的杂质元素，至少距宽面表面2mm以内的钢组织由铁素体和珠光体构成，铁素体的当量圆直径为30μm以下。
文档编号C22C38/58GK102089099SQ200980127329
公开日2011年6月8日 申请日期2009年7月15日 优先权日2008年7月15日
发明者大谷康彦, 新妻峰郎, 梶谷敏之, 清濑明人 申请人:新日本制铁株式会社